KR101553757B1

KR101553757B1 - 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101553757B1
Application number: KR1020137014814A
Authority: KR
Inventors: 겐지 다카하시; 가네하루 오쿠다; 요시히코 오노
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-11-12
Filing date: 2011-11-10
Publication date: 2015-09-16
Also published as: TWI441928B; EP2634281A1; CN103210105A; KR20130086062A; CN103210105B; TW201226581A; JP5141811B2; WO2012063969A1; US9028973B2; EP2634281A4; US20130295410A1; JP2012117148A

Abstract

본 발명은, 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만의 인장 강도를 갖고, 가공성의 관점에서 균일 연신이 우수하며, 외판 품질의 관점에서 항복 연신이 억제되고, 도금성도 양호한 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공한다. C : 0.06 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 미만, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.60 ％ 이상 2.00 ％ 이하, N : 0.004 ％ 미만, Cr : 0.10 ％ 이상 0.40 ％ 이하, B : 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함) 를 함유하고, 0.8 ≤ Mn_eq ≤ 2.0 또한 Mn_eq + 1.3 [％Al] ≥ 2.8 을 만족하며, 페라이트를 모상으로 하여 제 2 상 체적 분율이 15 ％ 이하이고, 제 2 상이 체적 분율 3 ％ 이상의 마텐자이트와 체적 분율 3 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 갖고, 펄라이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율 이하이다.

Description

균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT UNIFORM ELONGATION AND ZINC COATABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 자동차 차체나 가전 제품에 있어서의 높은 성형성과 도금성이 요구되는 프레스 부품에 적용 가능하고, 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만의 인장 강도를 갖는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 자동차의 연비 향상의 관점에서 차체의 경량화가 강하게 요구되고 있다. 거기에 더하여, 차량 충돌시에 탑승자를 보호하는 관점에서, 차량의 충돌 안전성의 향상도 요구되고 있다. 이와 같은 차체의 경량화와 충돌 안전성의 향상을 동시에 달성하기 위해, 차체 부품에 대한 고장력 강판 적용에 의한 고강도화와 박육화가 진행되고 있다.

그러나, 강판의 고강도화에 수반하여 연성이나 딥드로잉성과 같은 프레스 성형성은 저하되기 때문에, 높은 성형성이 요구되는 프레스 부품에는 고장력 강판의 적용이 어렵다. 예를 들어, 자동차 외판으로서 도어 아우터나 백 도어를 예로 들면, 종래는 인장 강도가 270 ∼ 340 ㎫ 급의 저강도에서 성형성이 우수한 강판이 사용되어 왔다. 이와 같은 부품을 고강도화하려면, 높은 성형성의 유지가 필요하다. 성형성의 하나의 지표로서, 인장 시험으로 평가되는 전 (全) 연신치가 사용된다. 균일 연신과 국부 연신의 합인 전연신이 높을수록 파단까지 보다 큰 가공을 가할 수 있다. 그러나, 실제의 프레스 성형에 있어서, 강판이 균일 연신을 초과하는 변형을 받아 국부 연신 영역에 도달하면, 강판은 국부 연신을 한 부위에 변형이 집중되어, 집중적으로 판두께가 감소하여 네킹을 발생시킨다. 그 때문에, 네킹부는 용이하게 파단되기 쉽고, 프레스 성형시의 균열 위험 부위가 된다. 또한, 외판 패널에 있어서 의장면에 네킹이 발생하면 표면 외관이 저해된다. 이와 같은 이유로부터, 외판 패널용 강판에 있어서는, 높은 균일 연신이 요구된다. 또, 종래 이와 같은 강판에서는 스트레처 스트레인의 발생에 의한 외관 품질의 열화도 방지하기 위해, 항복점 연신의 발생을 억제하는 것이 강하게 요구된다.

그것과 동시에, 차체의 장수명화의 관점에서, 차체 부품의 내식성의 확보도 중요한 과제이기 때문에, 차체 부품에 대한 용융 아연 도금의 적용이 진행되고 있다. 이 때문에, 고장력 강판의 도금성도 중요한 요구 특성의 하나로 되고 있다.

강판의 인장 강도를 고강도화하면서, 연성을 향상시키는 어프로치의 하나로서, 연질인 페라이트상 중에 경질인 마텐자이트상을 분산시킨 Dual-Phase (DP) 강판이 알려져 있다. DP 강판은 고강도이면서 항복 강도가 낮기 때문에 형상 동결성이 우수하고, 또한 가공 경화 특성이 우수하기 때문에 비교적 높은 균일 연신을 나타낸다 (예를 들어 특허문헌 1). 그러나, DP 강판은 270 ∼ 340 ㎫ 급 강판에 필적할만한 충분한 가공성이 있다고는 말하기 어렵다.

그래서, 보다 우수한 연성을 얻기 위한 어프로치로서, 연질인 페라이트상 중에 잔류 오스테나이트를 생성하고, 변형시에 오스테나이트가 마텐자이트로 변태함으로써, 높은 연성, 특히 높은 균일 연신을 나타내는 변태 유기 소성 (Transformation-induced Plasticity : TRIP) 효과를 사용한 TRIP 강판이 알려져 있다. TRIP 강판으로는, Si 첨가로 탄화물 생성을 지연시키고, 오스테나이트에 대한 C 의 농축을 촉진시켜 오스테나이트를 안정화시킨 Si 첨가 TRIP 강이 알려져 있다 (예를 들어 특허문헌 2). 그러나, Si 첨가 TRIP 강은, Si 가 매우 강력한 고용 강화 원소이기 때문에, 잔류 오스테나이트의 확보에 필요한 양의 Si 를 함유시키면, 인장 강도가 590 ㎫ 이상이 될 수 밖에 없고, TS × El 밸런스는 우수하지만 연성 및 균일 연신의 절대치는 낮은 강판이 된다. 사실, 종래의 Si 첨가 TRIP 강판은, 냉연재에 있어서 균일 연신이 24 ％ 미만이다. 또한, Si 는, 슬래브 가열이나 열연 및 어닐링 과정에 있어서 강판 표면에 강고한 산화 피막을 형성하기 쉽기 때문에, 스케일 잔류나 도금 불균일, 비도금 (uncoating) 과 같은 표면 결함의 원인이 된다. 따라서, Si 첨가 TRIP 강은 외관 품질의 점에서도 개선이 필요하다.

그래서, Si 와 마찬가지로 오스테나이트에 대한 C 의 농화를 촉진시키고, Si 보다 강도 상승 및 도금성 열화의 영향이 적은 Al 을 첨가한 TRIP 강판이 제안되어 있다. 예를 들어 특허문헌 3 에서는, Si 량을 저감시키고, Al 량을 1.5 ∼ 2 ％ 로 하여 잔류 오스테나이트를 일정량 생성한 강판에 있어서, 인장 강도 (TS) : 440 ∼ 490 ㎫, 연신 (El) : 36 ∼ 39 ％ 를 갖는 연성과 도금 밀착성이 우수한 강판의 제조 방법이 보고되어 있다. 그러나, 이 강판을 제조하기 위해서는, 최종 어닐링 전에 800 ℃ 에서 1 시간 정도의 2 상역 (相域) 어닐링을 실시하여, Mn 을 미리 분배시켜 두는 것이 불가결하고, 또한 어닐링 + 도금 공정에 있어서도 800 ℃ × 60 초의 균열 어닐링 후에 냉각시키고, 440 ℃ 에서 도금욕 침지 후에 10 분 이하의 장시간의 어닐링이 필요하다. 즉, 이 제조 방법에서는, 도금 침지 후에 어닐링 라인을 갖지 않는 통상적인 CGL 라인에서의 제조는 곤란하고, 또한 최종 어닐링 전의 전열 처리가 불가결하기 때문에, 제조 비용이 대폭 증가하는 문제가 있다. 또, 실시예에 있는 바와 같이, 어느 발명 강 (鋼) 도 2 ％ 를 초과하는 항복점 연신이 존재하고, 프레스시에 스트레처 스트레인을 발생시켜 외관 품질이 저하된다.

특허문헌 4 에도, Si 량을 저감시키고 Al 을 첨가함으로써 잔류 오스테나이트를 활용한 고연성 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 기재되어 있지만, 이것도 CGL 에 의한 최종 어닐링 전에 750 ℃ 이상에서의 어닐링, 및 250 ∼ 550 ℃ 에서의 템퍼링이 필요하다.

특허문헌 5 에는, Si 를 함유하는 고 Mn, 고 Al 성분 강에 있어서 인장 강도 (TS) : 440 ∼ 490 ㎫ 에서 연성이 우수한 냉연 강판을 하지 (下地) 로 한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 문헌에 나타나 있는 강판은, 합금화 온도가 통상적인 방법보다 매우 높고, 도금의 파우더링성이 현저하게 열화되어, 도금 품질 면에서 과제가 있다. 또, 급속 가열이 필요하여 기존의 CGL 설비에 비해서 제조 비용이 현저하게 높아진다는 문제가 있다.

특허문헌 6 에는, 고 Al 성분 강에 있어서 전열 처리를 실시 후에 CGL 로 도금하는 제조 방법 이외에, 전열 처리를 실시하지 않고 열연에 있어서 350 ∼ 500 ℃ 의 저온 권취를 실시함으로써, 10 ％ 이상의 저온 변태상을 포함하여 저온 변태상으로서 80 ％ 이상의 베이나이트를 갖는 열연 조직을 형성한 후에, CGL 로 도금을 실시하는 TS × El 밸런스가 우수한 강판과 제조 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술에서는 Si 를 일정량 함유한 성분계를 채용하고 있어, 도금성이 충분히 우수하다고는 말하기 어렵다.

특허문헌 7 에는, 고 Al 성분 강에 있어서 높은 El 을 나타내는 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 그러나 이 강판의 제조에는, 실질적으로 2 차 냉각 속도에서 80 ℃/s 이상의 냉각 능력이 불가결하다. 또한, 본 발명자들이 저랭속역까지 조사를 실시한 결과, 실시예에 기재된 강판의 몇 개는 제 2 상이 펄라이트로 분해되어 특성이 크게 열화되는 것이 밝혀졌다.

일본 특허 제4207738호 일본 공개특허공보 평5-255799호 일본 공개특허공보 2001-355041호 일본 특허 제4333352호 일본 공개특허공보 2000-256789호 일본 공개특허공보 2004-256836호 일본 특허 제3569307호

이와 같이, 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만의 강도 레벨에 있어서, 높은 균일 연신과 도금성을 갖고, 제조 비용이나 합금 비용의 현저한 증대 없이 제조 가능한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법은 제공되고 있다고는 말하기 어렵다.

따라서, 본 발명의 목적은, 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만의 인장 강도를 갖고, 가공성의 관점에서 균일 연신이 우수하며, 외판 품질의 관점에서 항복 연신이 억제되고, 도금성도 양호한 고강도 용융 아연 도금 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

종래, 고연성화를 위해서 다량의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위하여, 다량의 Si, Mn 을 함유하는 강이 검토되어 왔지만, 그것이 강판의 균일 연신이나 도금성을 저하시키는 원인이 되고 있었다. 본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서 예의 연구를 거듭하여, 우수한 외판 품질을 확보하는 관점에서, Si 를 비롯한 다량의 합금 첨가를 하지 않은 성분계에서의 검토를 실시하였다. 그 결과, 종래의 TRIP 강보다 뛰어난 우수한 균일 연신 (U.El) 을 얻기 위해서는, 다량의 페라이트 체적 분율을 확보하여 인장 강도 (TS) 를 590 ㎫ 미만으로 억제하면서, 조직 중에 준안정적인 잔류 오스테나이트를 미량 분산시키는 것이 중요한 것을 알아내었다.

또한, 강판의 항복 연신 (YPEl) 의 발생을 억제하려면, 경질인 마텐자이트를 미량 분산시킨 복합 조직으로 하면 되고, 그러기 위해서는, 종래 기술에서는 개시되지 않은 합금 성분 설계와 거기에 맞춘 제조 조건 설정이 중요하며, Mn, Cr, P, B 및 Al 의 함유량을 적정 범위로 제어함과 함께, 최종 어닐링에 있어서의 어닐링 조건을 합금 성분에 의해 적정화할 필요가 있는 것을 알아내었다.

구체적으로는 이하의 (1) ∼ (3) 에 나타내는 바와 같다.

(1) 표면 외관의 관점에서, Si 량을 최대한 저감시키고, 적당량의 Al 을 첨가한다.

(2) TS < 590 ㎫ 의 저강도화를 달성하기 위해서는, 페라이트의 고용 강화를 저감시킨 성분 설계를 함과 함께, 그러한 연질인 페라이트상의 체적률을 확보하기 위해 제 2 상의 체적 분율을 15 ％ 이하로 할 필요가 있는 것을 알아내었다. 이 때문에, 강력한 고용 강화 원소인 Si 를 최대한 저감시킨다. 또한, Al 첨가 및 Mn 의 저감에 의해, 강의 Fe-C 상태도에 있어서의 Ae₃ 선은 고 C 측으로 시프트됨과 함께, Mn, Cr, P, B 와 같은 퀀칭 원소량을 Mn 당량식으로 하여 상한을 규제하여 페라이트 변태를 촉진시킨다. 이와 같은 강은, 어닐링시나 1 차 냉각시에 폴리고날 페라이트가 생성되기 쉽기 때문에, 결과적으로 비교적 경질인 베이나이틱 페라이트의 생성량을 저감시킬 수 있어, 저강도화 또한 고연성화할 수 있다.

(3) 24 ％ 이상의 높은 균일 연신과 YPEl 의 발생을 억제하려면, 상기의 연질인 페라이트상 중에 준안정적인 잔류 오스테나이트와 경질인 마텐자이트를 적절한 체적 분율로 분포시켜, 탄화물 생성을 수반하는 펄라이트나 베이나이트 등의 상의 생성은 최대한 피할 필요가 있다. 이를 위해서는, 어닐링 후의 1 차 냉각시의 페라이트 변태의 촉진과 펄라이트 생성의 억제, 또한 도금욕 침지 전의 중간 유지에 있어서의 베이나이트 생성의 적절한 억제가 불가결하다. 페라이트 생성의 촉진과 펄라이트 생성의 억제에는, Mn, Cr, P, B 와 같은 퀀칭성을 나타내는 원소의 함유량과 냉각 조건을 후술하는 Mn 당량의 관계식으로 관리하고, 베이나이트 생성의 억제도 마찬가지로, Mn, P, B 와 Cr, Al 의 관계식으로부터 제조 조건을 적절히 관리하면 된다.

저강도화에 의한 균일 연신의 향상 및 도금성 향상을 위해서는, Si 량을 최대한 저감시키고, Al 을 첨가하는 것만으로는 불충분하며, 또한 제 2 상 분율을 일정 이하로 억제해야 한다. 이것은, 오스테나이트나 마텐자이트의 체적 분율의 확보 및 잔류 오스테나이트의 안정화의 달성을 매우 곤란하게 하지만, Mn 당량을 0.8 ％ 이상 2.0 ％ 이하로 함으로써, 미변태 오스테나이트의 안정성을 적절히 제어할 수 있고, 어닐링 후 냉각시에 페라이트 변태는 진행시키면서 펄라이트 생성은 지연시킬 수 있다. 그러나 이것만으로는, 베이나이트 변태 온도역에 있어서의 베이나이트 생성의 억제에는 충분하지 않고, 추가로 Al 을 Mn 당량과 밸런스시켜 첨가함으로써, 안정적인 오스테나이트를 확보할 수 있다. 여기서, Cr 을 0.10 ％ 이상 0.40 ％ 이하 첨가함으로써, 미량의 마텐자이트를 적절히 확보할 수 있다.

Cr 이 마텐자이트 분율의 확보에 기여하는 이유는 반드시 명확하지 않지만, 후술하는 바와 같이, Cr 은 오스테나이트로부터의 베이나이틱 페라이트 생성을 효과적으로 억제하여, 모두가 잔류 오스테나이트가 되는 것을 억제하는 효과가 있기 때문이라고 생각된다. 이것은, Cr 이 오스테나이트 안정화 원소인 것에 더하여, 탄소 친화성이 강한 원소인 점에서, Cr 이 오스테나이트 중의 C 확산을 지연시키는 것, 및 탄화물 (Fe₃C) 의 형성을 저해함으로써, 베이나이틱 페라이트의 진전을 억제하고 있는 것이라고 생각된다. 따라서, Cr 은 본 발명에 있어서 매우 유효한 원소이다.

본 발명은 이와 같은 지견에 기초하여 완성된 것으로, 이하의 (1) ∼ (5) 를 제공한다.

(1) 질량％ 로, C : 0.06 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0.50 ％ 미만, Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 미만, P : 0.05 ％ 이하, S : 0.02 ％ 이하, Al : 0.60 ％ 이상 2.00 ％ 이하, N : 0.004 ％ 미만, Cr : 0.10 ％ 이상 0.40 ％ 이하, B : 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함) 를 함유함과 함께, 이하에 나타내는 Mn_eq 가 0.8 ≤ Mn_eq ≤ 2.0 또한 Mn_eq + 1.3 [％Al] ≥ 2.8 을 만족하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 강의 조직이, 페라이트를 모상으로 하여, 제 2 상 체적 분율이 15 ％ 이하이고, 제 2 상으로는 체적 분율 3 ％ 이상의 마텐자이트와 체적 분율 3 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 갖고, 펄라이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율 이하인 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 가지며, 인장 강도가 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만, 균일 연신이 24 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

Mn_eq = [％Mn] + 1.3 [％Cr] + 4 [％P] + 150 [％B]

단, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B] 는 모두 강의 화학 성분으로서의 Mn, Cr, P, B 의 질량％ 를 의미한다.

또, 상기 [％Al] 도 강의 화학 성분으로서의 Al 의 질량％ 를 의미한다.

(2) Si : 0.05 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 (1) 에 기재된 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(3) 상기 성분에 더하여, 질량％ 로, Ti : 0.02 ％ 이하, V : 0.02 ％ 이하, Ni : 0.2 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 미만, Nb : 0.02 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 미만, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Ca 및 REM : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2) 에 기재된 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(4) 인장 강도 × 연신 밸런스가 19000 ㎫·％ 이상, 인장 강도 × 균일 연신 밸런스가 12000 ㎫·％ 이상인 것을 특징으로 하는 (1) 에서 (3) 중 어느 하나에 기재된 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.

(5) 상기 (1) 에서 (3) 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하에서 가열 후에 열간 압연하고, 얻어진 열연판을 권취 온도 500 ℃ 초과에서 권취한 후, 산세를 실시하고 나서 냉간 압연하며, 이어서, 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도로 승온시켜 20 초 이상 200 초 이하 유지한 후, 평균 냉각 속도 5 ℃/s 이상 40 ℃/s 이하에서, 이하의 식으로 나타내는 임계 1 차 냉각 온도 T_crit 이상의 1 차 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각시킨 후, 그곳으로부터 410 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 중간 유지 온도역까지 평균 냉각 속도 15 ℃/s 이상에서 2 차 냉각시키고, 그 온도역에 10 초 이상 180 초 이하 유지한 후에, 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금하거나, 혹은 용융 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법.

T_crit = 870 - 2.5 (66 × Mn_eq + CR)

단, Mn_eq = [％Mn] + 1.3 [％Cr] + 4 [％P] + 150 [％B] 이고, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B] 는 모두 강의 화학 성분으로서의 Mn, Cr, P, B 의 질량％ 를 의미한다. 또, CR 은 1 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도 (℃/s) 를 의미한다.

본 발명에 의하면, 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만의 인장 강도로, 24 ％ 이상의 높은 균일 연신을 갖는 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 및 그러한 강판을 복잡한 공정이나 비용의 증대 없이 제조 가능한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법이 얻어진다. 나아가서는, 본 발명의 강판은, 인장 강도 × 연신 (TS × El) 밸런스, 및 인장 강도 × 균일 연신 (TS × U.El) 밸런스가 높고, 항복 연신 (YPEl) 의 발생이 억제되어 있으며, 우수한 가공성, 표면 품질을 갖고 있다.

도 1 은 강의 Mn 당량과 TS 의 관계, 및 연속 냉각시의 펄라이트 생성의 유무를 조사한 결과를 나타내는 도면이다.
도 2 는 강의 Mn 당량과 Al 함유량이 변화했을 경우의 균일 연신을 조사한 결과를 나타내는 도면이다.
도 3 은 균일 연신 (U.El), 인장 강도 (TS) 및 잔류 오스테나이트, 마텐자이트, 펄라이트 및 베이나이트의 함유량에 미치는 Cr 함유량의 영향을 나타내는 도면이다.
도 4 는 균일 연신 (U.El) 에 미치는 잔류 오스테나이트 체적 분율과 펄라이트 및 베이나이트 체적 분율의 차의 영향을 나타내는 도면이다.
도 5 는 항복 연신 (YPEl) 에 미치는 마텐자이트 체적 분율과 펄라이트 및 베이나이트 체적 분율의 차의 영향을 나타내는 도면이다.
도 6 은 Mn 당량 (Mn_eq) 이 상이한 강판을 여러 가지 냉각 속도로 연속 냉각시켰을 때에 펄라이트 생성이 일어나는 온도를 조사한 결과를 나타내는 도면이다.
도 7 은 균일 연신 (U.El) 에 미치는 1 차 냉각 정지 온도의 영향을 나타내는 도면이다.

이하, 본 발명에 대해 「성분」, 「조직」, 「제조 방법」으로 나누어 상세하게 설명한다.

[성분]

먼저, 본 발명에 있어서의 각 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하에 있어서 성분량의 ％ 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 를 의미한다.

·C : 0.06 ％ 이상 0.20 ％ 이하

C 는 저렴하고 또한 매우 유효한 오스테나이트 안정화 원소로, 오스테나이트를 잔류시키는 데에 있어서 매우 중요한 원소이다. C 는 후술하는 열처리 과정에 있어서, 2 상역 어닐링시 및 페라이트 변태의 진행에 수반하여, 페라이트로부터 오스테나이트로 토출되어 오스테나이트를 안정화시킴으로써 오스테나이트를 실온까지 잔류시킨다. 균일 연신을 향상시키려면, 이와 같은 충분히 C 를 농화시킨 오스테나이트가 3 ％ 이상 필요하다. C 가 0.06 ％ 미만에서는 최종적인 잔류 오스테나이트의 양이 3 ％ 미만이 되거나, 3 ％ 이상 확보해도 C 의 농화량이 적어 불안정하기 때문에, 균일 연신이 충분히 향상되지 않는다. C 량이 많을수록 잔류 오스테나이트의 생성량 및 안정도는 증가하지만, C 량이 0.20 ％ 를 초과하면, 제 2 상 분율이 지나치게 증가하고 또한 용접성이 열화된다. 따라서, C 함유량을 0.06 ％ 이상 0.20 ％ 이하로 한다. 보다 높은 연성을 구비한 강판을 얻기 위해서는, 0.07 ％ 이상 0.15 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

·Mn : 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 미만

Mn 은 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제하기 위해서 중요한 원소이다. Mn 이 0.5 ％ 미만에서는, 어닐링 후의 냉각시에 오스테나이트로부터 펄라이트나 베이나이트로 분해되기 쉬워지므로, 실온까지 오스테나이트를 잔존시키는 것이 매우 어렵다. 한편, Mn 이 2.0 ％ 이상이 되면, 제 2 상이 증가하고, 인장 강도가 590 ㎫ 이상이 되어 연성이 저하된다. 따라서, Mn 함유량을 0.5 ％ 이상 2.0 ％ 미만으로 한다. 바람직하게는 1.7 ％ 미만, 보다 바람직하게는 1.6 ％ 미만이다.

·Si : 0.50 ％ 미만

Si 는, 오스테나이트로부터의 시멘타이트 석출을 억제하므로, 오스테나이트의 C 농화를 촉진시키는 데에 매우 유효한 원소이다. 그러나, Si 는 고용 강화능이 매우 높기 때문에, 다량으로 함유하면 인장 강도의 상승을 초래한다. 또, 산소와의 친화성이 높기 때문에, 강판 표면에 산화 피막을 형성하기 쉽고, 미량이어도 열연시의 스케일 잔류나 연속 용융 아연 도금시의 산화 피막 형성에 의한 비도금을 발생시킨다. 따라서, Si 는 가능한 한 적게 하는 것이 바람직하고, Si 함유량을 0.50 ％ 미만으로 한다. 도금 품질을 향상시키는 관점에서, 0.20 ％ 미만이 바람직하고, 또한 0.05 ％ 미만이 바람직하다. 특히 우수한 도금 품질을 얻으려면, 0.03 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

·Al : 0.60 ％ 이상 2.00 ％ 이하

Al 은, 오스테나이트로부터의 탄화물 석출을 억제하기 위해, 본 발명에 있어서 오스테나이트의 C 농도를 증가시키기 위해 필수의 원소이다. 또한, Al 은 강력한 페라이트 안정화 원소이기 때문에, A_e3 선을 고 C 측으로 천이하여, 페라이트와 공존하는 오스테나이트의 C 농도를 고농도화할 수 있어, 잔류 오스테나이트의 안정도가 더욱 증가한다. Al 함유량이 0.60 ％ 미만에서는 탄화물의 생성을 억제하는 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, Al 함유량이 2.00 ％ 를 초과하면, 강판 표면에 산화층을 형성하여, 도금성을 현저하게 열화시킨다. 또한, N 과 결합하여 AlN 을 형성하기 때문에, 그것이 개재물이 되어 주조성이 저하된다. 또, 큰 페라이트 밴드 조직을 형성하기 쉬워지고, 불균일한 조직이 되기 때문에 재질이 열화된다. 따라서, Al 함유량을 0.60 ％ 이상 2.00 ％ 이하로 한다. 상기 Al 의 효과를 보다 유효하게 발휘하기 위해서는 0.70 ％ 이상이 바람직하다. 또, 상기 문제를 보다 확실하게 회피하기 위해서는 1.80 ％ 이하가 바람직하다.

·0.8 ≤ Mn_eq ≤ 2.0

실온에서도 안정적인 오스테나이트를 얻으려면, 먼저, 2 상역 어닐링 후의 연속 냉각시의 펄라이트 생성을 억제해야 한다. 그 때문에, Mn 당량 (Mn_eq) 은, 본 발명에 있어서 엄밀하게 관리되어야 할 항목이다.

2 상역 어닐링 후의 연속 냉각시의 펄라이트 생성에 미치는 각종 합금 원소의 영향을 조사한 결과, Mn, Cr, P, B 가 펄라이트 생성을 지연시키는 효과를 갖고 있으며, 이하와 같은 Mn 당량식으로서 나타내는 것을 알 수 있었다.

Mn_eq = [％Mn] + 1.3 [％Cr] + 4 [％P] + 150 [％B]

여기서, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B] 는 모두 강의 화학 성분으로서의 Mn, Cr, P, B 의 질량％ 를 의미한다.

또한, Mn 당량은 페라이트 생성도 지연시키므로, 제 2 상 분율에 크게 영향을 주어, 본 발명 강의 인장 강도 (TS) 를 거의 결정하는 중요한 인자이기도 하다.

도 1 은, C : 0.11 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 0.5 ∼ 1.7 ％, P : 0.01 ％, S : 0.002 ％, Al : 1.50 ％, Cr : 0.3 ％, N : 0.002 ％, B : 0 ∼ 0.001 ％ 로 한 강의 Mn 당량과 TS 의 관계, 및 연속 냉각시의 펄라이트 생성의 유무를 조사한 결과를 나타낸다. 도면 중, 균일 연신 24 ％ 이상을 달성하는 강판을 ●, 펄라이트가 생성되고 균일 연신이 24 ％ 미만인 강판을 ■, 펄라이트 생성이 없음에도 불구하고 균일 연신 24 ％ 미만의 강판을 □ 로 표기하였다.

시험편의 제조 방법은 이하와 같다. 상기의 성분을 갖는 27 ㎜ 두께의 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 온도 950 ℃ 에서 4 ㎜ 두께까지 열간 압연하고, 즉시 물 스프레이 냉각을 실시하여 580 ℃ 에서 1 시간의 권취 처리를 실시하였다. 이 열연판을 0.80 ㎜ 두께까지 압연율 80 ％ 로 냉간 압연하여 냉연판으로 하였다. 이것을 850 ℃ 에서 120 초의 2 상역 어닐링을 실시한 후에, 평균 냉각 속도 15 ℃/s 로 냉각시키고, 후술하는 Mn 당량으로 결정되는 적정한 1 차 냉각 정지 온도역까지 냉각시키며, 계속해서 거기서부터 470 ℃ 까지를 평균 냉각 속도 25 ℃/s 로 냉각시키고, 즉시 40 초의 등온 유지를 실시한 후, 460 ℃ 의 아연 도금욕에 침지하여, 합금화를 위해서 510 ℃ 에서 20 초의 유지를 실시하며, 그 후 200 ℃ 이하의 온도역까지 평균 냉각 속도 20 ℃/s, 또한 거기서부터 실온까지를 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 로 냉각시키고, 신장률 : 0.5 ％ 의 조질 (調質) 압연을 실시하였다.

이와 같이 하여 얻어진 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z2241 에 기재된 방법에 따라 인장 시험을 실시하였다. 또, 주사형 전자 현미경에 의한 강판의 미크로 조직 관찰을 배율 3000 배로 실시하여, 펄라이트 및 베이나이트의 유무를 확인하였다.

도 1 로부터, TS 의 변화는 Mn 당량 (Mn_eq) 의 변화와 비례하고 있으며, 강판의 페라이트 변태를 촉진시켜 TS < 590 ㎫ 로 저강도화하기 위해서는, Mn_eq 를 2.0 이하로 할 필요가 있는 것을 알 수 있다. Mn_eq 가 낮을수록 페라이트 분율은 증가하고 저강도인 강판을 얻을 수 있지만, Mn_eq 가 0.8 미만이 되면, 펄라이트 변태를 억제할 수 없게 되는 것을 알 수 있다. 따라서, TS < 590 ㎫ 로 하면서, Mn_eq 에 의한 냉각시의 펄라이트 생성의 지연 효과를 얻는 관점에서, Mn_eq 의 범위를 0.8 ≤ Mn_eq ≤ 2.0 으로 한다. 또한, 강도를 낮게 억제하는 관점에서는, Mn_eq 가 1.9 이하인 것이 바람직하다.

·Mn_eq + 1.3 [％Al] ≥ 2.8

도금욕 침지 전의 유지 온도에 있어서의 펄라이트 및 베이나이트 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해서, 이들 온도에서의 유지시의 변태 거동에 미치는 합금 원소의 영향을 조사한 결과, 상기 Mn 당량에 더하여, Al 도 큰 억제 효과를 갖는 것을 알 수 있었다. 그래서 Mn 당량 및 Al 함유량이 어닐링 후의 강판의 균일 연신에 미치는 영향을 조사하였다.

도 2 는, C : 0.11 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 0.5 ∼ 1.7％, P : 0.01 ％, S : 0.002 ％, Al : 0.70 ∼ 2.00 ％, Cr : 0.3 ％, N : 0.002 ％, B : 0 ∼ 0.001 ％ 로 한 강에 있어서, 강의 Mn 당량과 Al 함유량이 변화했을 경우의 균일 연신을 조사한 결과를 나타낸다. 도면 중, 균일 연신이 24 ％ 이상인 강을 ○, 균일 연신이 24 ％ 미만인 강을 × 로 표기하였다. 시험 강의 제조 방법 및 시험 방법은, 도 1 의 설명 부분에서 서술한 방법과 동일하다.

도 2 로부터, Mn_eq 가 0.8 이상 2.0 이하이고, 또한 Mn_eq + 1.3 [％Al] ≥ 2.8 인 영역에서 24 ％ 이상의 높은 균일 연신을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다. Mn_eq + 1.3 [％Al] < 2.8 의 강의 균일 연신이 낮은 것은, 도금 침지 전의 유지 시간 중에 펄라이트 또는 베이나이트가 생성되어 잔류 오스테나이트량이 감소했기 때문이다. 또, Mn_eq > 2.0 의 강은 TS 가 지나치게 높기 때문에 균일 연신이 저하되고, Mn_eq < 0.8 의 강은 공랭시에 다량의 펄라이트가 생성되어 버려 균일 연신이 낮다.

이상의 결과에 기초하여, 합금 원소를 제어하여 안정적인 잔류 오스테나이트를 확보하고, 높은 균일 연신을 얻는 관점에서, Mn_eq + 1.3 [％Al] ≥ 2.8 로 한다. 또한, 높은 TS × 균일 연신 밸런스를 얻는 관점에서는, 2.9 이상이 바람직하고, 3.0 이상이 더욱 바람직하다.

·Cr : 0.10 ％ 이상 0.40 ％ 이하

도 3 에 C : 0.11 ％, Si : 0.01 ％, P : 0.01 ％, S : 0.002 ％, Al : 1.5 ％, N : 0.002 ％, B : 0 ∼ 0.001 ％ 로 하고, Cr 량을 0 ％ (무첨가), 0.15 ％, 0.3 ％, 0.8 ％ 로 변화시켜, Mn 당량이 거의 1 (0.93 ∼ 1.08) 이 되도록 Mn 량 (Mn : 0.03 ∼ 1.03 ％) 을 밸런스시킨 강의 균일 연신, 인장 강도 및 잔류 오스테나이트량, 마텐자이트량, 펄라이트 및 베이나이트량에 미치는 Cr 함유량의 영향을 나타낸다. 제조 방법은 도 1 의 설명 부분에서 서술한 것과 동일하다.

도 3 으로부터, Cr 함유량이 증가할수록 제 2 상 중의 잔류 오스테나이트 생성이 억제되고, 마텐자이트 생성량이 증가하여 DP 에 가까운 조직이 되는 것을 알 수 있다. Cr 함유량을 증가시킨 경우에는, 오스테나이트로부터의 베이나이틱 페라이트 생성이 억제되는 모습이 조직 관찰로부터 관찰되고, 이것이 잔류 오스테나이트 생성이 억제된 원인이라고 생각된다. Cr 이 베이나이틱 페라이트 생성을 억제하는 이유는 명확하지 않지만, Cr 은 탄소 친화성이 강한 원소이고, 오스테나이트 중의 C 의 확산을 지연시켜, 베이나이틱 페라이트의 핵 생성을 지연시키고 있는 것이라고 생각된다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트를 확보하려면 Cr 함유량을 억제할 필요가 있다.

한편으로, Cr 무첨가이고 Mn 당량을 Mn 만으로 확보한 강은, 잔류 오스테나이트는 3 ％ 이상 존재하지만, 균일 연신 (U.El) 은 0.3 ％Cr 강보다 2 ％ 정도 낮은 값을 나타냈다. 이것은, Cr : 0.3 ％ 상당의 Mn 당량을 확보하기 위해서, Mn 을 0.5 ％ 정도 첨가함으로써 페라이트가 고용 강화되어, TS × U.El 가 동등해도 U.El 의 절대치가 저하되었기 때문이다. 이와 같이, Cr 에는 Mn 을 치환하여 균일 연신을 증가시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻으려면, Cr 량이 0.10 ％ 이상일 필요가 있다.

그러나, 도 3 으로부터 알 수 있는 바와 같이, Cr 량이 과잉이 되면 잔류 오스테나이트의 생성이 억제되어, TS × U.El 밸런스가 악화된다. 또한, Cr 은 고가의 원소이기 때문에, 과잉된 첨가는 합금 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 확보 및 합금 비용 억제의 관점에서, Cr 은 0.40 ％ 이하로 억제할 필요가 있다. 이와 같이, TS × U.El 밸런스 및 U.El 을 함께 향상시키는 관점에서, 본 발명에서는 Cr 함유량을 0.10 ％ 이상 0.40 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.35 ％ 이하이다.

·B : 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함)

B 는 극미량이어도 어닐링 후의 냉각시의 펄라이트 변태를 강하게 억제할 수 있기 때문에, 오스테나이트에 대한 C 농축을 촉진시키는 데에 적절히 첨가할 수 있다. 단, B 량이 0.003 ％ 를 초과하면, 열연 부하가 증대됨과 함께, B 탄화물을 석출하여 반대로 퀀칭성을 저하시킨다. 그러한 관점에서, B 의 함유량을 0.003 ％ 이하 (0 ％ 를 포함함) 로 한다.

·P : 0.05 ％ 이하

P 는 B 와 마찬가지로 미량의 첨가로 퀀칭성을 증대하고, 어닐링 후의 냉각시에 있어서의 펄라이트 변태를 억제하는 효과가 있다. 단, P 는 매우 강한 고용 강화 원소로, 과잉으로 함유하면, 필요 이상으로 강도가 상승한다. 또, 합금화의 지연에 의한 도금 불균일이나 편석에 의한 표면 품질의 저하를 초래한다. 따라서 P 의 함유량을 0.05 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.03 ％ 이하이다.

·S : 0.02 ％ 이하

S 를 적당량 함유시킴으로써, 1 차 스케일의 박리성을 향상시키고, 강판의 최종적인 도금 외관 품질을 향상시키는 것이 가능하며, 이와 같은 효과를 얻으려면, S 를 0.001 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, S 가 다량으로 존재했을 경우, 강의 열간 연성이 저하되어, 열간 압연시에 강판 표면에 균열이 발생함으로써 표면 품질을 열화시키며, 나아가서는 조대 (粗大) 한 MnS 을 형성하여 파괴의 기점이 되기 때문에 강판의 연성을 저하시킨다. 이 때문에, S 의 함유량을 0.02 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ％ 이하이다.

·N : 0.004 ％ 미만

N 은 강 중의 Al 과 미세한 AlN 을 형성하여 페라이트 조직의 입자 성장성을 저하시키기 때문에, 조직이 고강도화한다. 또, 다량의 AlN 이 석출되면, 열간 연성이 급격하게 저하되기 때문에, 연속 주조에서의 제조 안정성을 현저하게 저해한다. 따라서, N 은 할 수 있는 한 낮게 억제되어야 할 원소이며, 그러한 관점에서 N 의 함유량을 0.004 ％ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 0.0035 ％ 미만이다.

·Ti, Nb, V : 각각 0.02 ％ 이하

Ti, Nb, V 는 모두 N 과의 친화성이 강하고, 강 중의 N 을 금속 질화물로서 고정시키는 효과가 있어, AlN 의 석출량을 저감시킬 수 있다. 따라서, 이들 원소는, 미세한 AlN 석출에 수반하는 페라이트 조직의 입자 성장의 억제나 열간 연성의 저하를 억제하는 효과가 있다. Ti, Nb, V 에 의한 N 고정의 효과를 얻으려면, 이들 원소를 0.002 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 단, 모두 고가의 원소이기 때문에, 다량으로 첨가하면 대폭적인 비용 증가가 되고, 또, 어닐링시에 미세한 탄화물을 석출하기 쉽기 때문에 강판의 강도를 증가시킨다. Ti, Nb, V 는 각각 0.02 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

·Ni : 0.2 ％ 이하

Ni 는 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에 펄라이트 변태의 억제를 위해서, 필요에 따라 0.05 ％ 이상 첨가할 수 있다. 단, 다량으로 첨가하면, 합금 비용이 증대되는 것에 더하여, 강의 연성이 저하된다. 따라서, Ni 를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.2 ％ 이하로 한다.

·Cu, Mo : 각각 0.1 ％ 미만

Cu, Mo 는 오스테나이트 안정화 원소이므로 펄라이트 변태를 억제할 목적으로, 필요에 따라 각각 0.02 ％ 이상 첨가할 수 있다. 또, Si, Al 만큼은 아니지만, 이들 원소는 시멘타이트의 생성을 억제하는 효과도 기대된다. 그러나 모두 고가의 원소이기 때문에, 합금 비용을 현저하게 증대시킨다. 또한, 고용 강화나 강의 조직을 미세화함으로써 강판의 강도를 상승시키므로, 다량으로 함유시키는 것은 바람직하지 않다. 따라서, Cu, Mo 를 첨가하는 경우에는, 이들 함유량은 각각 0.1 ％ 미만으로 한다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 미만이다.

·Sb, Sn : 각각 0.2 ％ 이하

Sb, Sn 은, 미량 첨가함으로써 강판 표면에 있어서의 산화나 질화를 억제할 수 있고, 필요에 따라 각각 0.004 ％ 이상 첨가할 수 있다. 단, 다량으로 함유시키면, 강도의 상승과 인성의 열화, 및 비용의 증대를 초래한다. 그 때문에, Sb, Sn 을 첨가하는 경우에는, 이들 함유량을 각각 0.2 ％ 이하로 한다.

·Ca 및 REM : 0.01 ％ 이하

Ca 및 REM 은 S 와의 친화성이 강하기 때문에, 강 중 S 를 고정시키고, 또, 열연 및 냉연에 의해 강 중에서 진전하여 파괴의 기점이 되는 S 개재물의 형태를 제어하기 위해서, 필요에 따라 각각 0.002 ％ 이상 첨가할 수 있다. 그러나 이들은 0.01 ％ 를 초과하여 첨가해도 효과는 포화한다. 그 때문에, Ca, REM 을 첨가하는 경우에는, 이들의 함유량을 각각 0.01 ％ 이하로 한다.

이상의 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

[조직]

본 발명에 관련된 고강도 용융 아연 도금 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 데다, 또한 페라이트를 모상으로 하여 제 2 상 체적 분율이 15 ％ 이하이고, 제 2 상으로는 체적 분율 3 ％ 이상의 마텐자이트와 체적 분율 3 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 갖고, 펄라이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트의 체적 분율 이하인 조직을 갖고 있다. 이로써, 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만의 인장 강도와 우수한 가공성을 얻을 수 있다. 이하, 본 발명에 관련된 고강도 용융 아연 도금 강판의 조직에 대해 설명한다.

여기서, 페라이트와 베이나이틱 페라이트는 조직 형태가 약간 상이하지만, 광학 현미경이나 주사형 전자 현미경을 사용한 조직 판별이 용이하지 않은 점, 및 특성이 비교적 가까운 점에서, 양자를 구별하지 않고 페라이트로서 취급한다. 제 2 상이란, 페라이트 이외에 조직 중에 존재하는 상의 총칭이다. 펄라이트는 페라이트 및 시멘타이트로 이루어지는 층상 조직을 가리킨다. 베이나이트는 비교적 저온 (마텐자이트 변태점 이상) 에서 오스테나이트로부터 생성되고, 침상 또는 판상의 페라이트 중에 미세한 탄화물이 분산된 경질인 조직을 가리킨다. 탄화물이 생성되지 않고, 상기의 경질인 페라이트만이 생성된 조직, 일반적으로 베이나이틱 페라이트로 불리는 조직은, 특별히 언급이 없는 한은 폴리고날 페라이트와 합하여 페라이트의 범주에 포함한다.

마텐자이트는 냉각 도중에 일부 템퍼링되어 템퍼드 마텐자이트가 되는 경우가 있지만, 이것도 충분히 경질인 점에서 마텐자이트와 구별하지 않는다. 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는, 잘 부식되지 않고, 현미경에 의한 판별이 곤란하지만, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 X 선 회절법에 의해 구할 수 있다. 마텐자이트 분율은, 제 2 상 체적 분율로부터 다른 모든 상의 체적 분율을 나누어 구한다. 또한, 상의 체적 분율의 양을 나타내는 ％ 는, 특별히 언급하지 않는 한 체적％ 를 의미한다.

·제 2 상 체적 분율 : 15 ％ 이하

합금 성분에 의해 고용 강화를 억제해도 제 2 상 분율이 15 ％ 를 초과하면, 인장 강도가 증가하여 연성이 크게 저하되어 버린다. 이 때문에, 제 2 상 분율은 15 ％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 14 ％ 이하이다. 즉, 본 발명에 관련된 강판은, 85 ％ 이상, 보다 바람직하게는 86 ％ 이상의 페라이트를 갖는다.

·잔류 오스테나이트 체적 분율 : 3 ％ 이상

본 발명에 관련된 강판에 있어서는, 잔류 오스테나이트에 의한 TRIP 효과를 활용하여 높은 균일 연신을 얻기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 매우 중요하다. 높은 균일 연신을 얻으려면, 잔류 오스테나이트를 적어도 3 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 3 ％ 미만인 경우, 균일 연신은 24 ％ 미만이 된다. 또한, 우수한 균일 연신을 얻으려면 4 ％ 이상인 것이 바람직하다.

·마텐자이트 체적 분율 : 3 ％ 이상

본 발명에 관련된 강판에서는, 적절히 C 가 농화된 마텐자이트를 미량으로 분산시킴으로써, 항복 연신 (YPEl) 의 발생을 억제하기 때문에, 마텐자이트 체적 분율이 중요하다. YPEl 의 발생을 억제하기 위해서는 3 ％ 이상의 마텐자이트를 함유하면 되고, 4 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 마텐자이트가 과잉으로 존재하면, 조직의 고강도화를 초래하기 때문에, 마텐자이트 분율은 10 ％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

·펄라이트 및 베이나이트 체적 분율 : 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 체적 분율 이하

펄라이트 및 베이나이트와 같은 탄화물의 석출을 수반한 제 2 상은, 생성되면, 잔류 오스테나이트나 마텐자이트의 생성량 및 C 농화량이 저하되기 때문에, 균일 연신의 저하나 YPEl 의 발생을 초래한다.

그래서, 제 2 상 중의 조직 구성이 균일 연신 (U.El) 및 항복 연신 (YPEl) 에 미치는 영향을 조사하였다. 도 4, 5 에, 성분 조성을 C : 0.080 ∼ 0.160 ％, Si : 0.01 ∼ 0.02 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.31 ％, P : 0.01 ∼ 0.03 ％, S : 0.002 ∼ 0.008 ％, Al : 0.97 ∼ 1.55 ％, Cr : 0.15 ∼ 0.32 ％, B : 0 ∼ 0.001 ％, N : 0.0020 ∼ 0.0035 ％, Mn_eq : 0.93 ∼ 1.74, Mn_eq + 1.3 Al : 2.88 ∼ 3.76 으로 한 강의 조직 구성을 변화시켰을 때의 기계적 특성의 변화를 나타냈다. 구체적으로는, 도 4 는 균일 연신 (U.El) 에 미치는 잔류 오스테나이트 체적 분율과 펄라이트 및 베이나이트 합계 체적 분율의 차의 영향을 나타내는 것이고, 도 5 는 항복 연신 (YPEl) 에 미치는 마텐자이트 체적 분율과 펄라이트 및 베이나이트 합계 체적 분율의 차의 영향을 나타내는 것이다. 이들 도의 ● 플롯은, TS 가 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만으로 조직 구성을 변화시킨 강판이다.

샘플의 제조 방법은, 상기의 성분 조성을 갖는 27 ㎜ 두께의 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 온도 870 ∼ 970 ℃ 에서 4 ㎜ 두께까지 열간 압연하고, 즉시 물 스프레이 냉각을 실시하여 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위에서 1 시간의 권취 처리를 실시하였다. 이 열연판을 0.80 ㎜ 두께까지 압연율 80 ％ 로 냉간 압연하여 냉연판으로 하였다. 이것을 740 ∼ 900 ℃ 에서 120 초의 2 상역 어닐링을 실시한 후에, 평균 냉각 속도 1 ∼ 30 ℃/s 로 550 ∼ 700 ℃ 의 온도 범위까지 1 차 냉각 정지시키고, 계속해서 470 ℃ 까지를 평균 냉각 속도 25 ℃/s 로 냉각시키며, 즉시 20 ∼ 200 초의 등온 유지를 실시한 후, 460 ℃ 의 아연 도금욕에 침지하여, 합금화를 위해서 510 ℃ 에서 20 초의 유지를 실시하고, 그 후 200 ℃ 이하의 온도역까지 평균 냉각 속도 20 ℃/s, 또한 거기서부터 실온까지를 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 로 냉각시키고, 신장률 : 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

이와 같이 하여 얻어진 강판으로부터 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z2241 에 기재된 방법에 따라 인장 시험을 실시하였다. 또, 강판의 미크로 조직의 체적 분율을 구하기 위해, 이하의 측정을 실시하였다. 강판의 L 단면 (斷面) (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 주사형 전자 현미경으로 배율 3000 배의 조직 사진을 10 시야 촬영하고, 얻어진 조직 사진에 합계 700 점의 교점을 갖는 격자선 (1.5 ㎛ 의 등간격으로 세로로 25 개의 평행한 선을, 이 세로의 25 개의 선에 직각이 되도록 1 ㎛ 의 등간격으로 가로로 28 개의 평행한 선을 형성하여 제조한 1 개당 1.5 ㎛ × 1 ㎛ 크기의 장방형으로 이루어지는 격자군) 을 중첩하고, 전체 격자점 중에서 제 2 상과 중첩되어 있는 격자점의 비율을 계측함으로써 제 2 상의 면적률을 측정하였다. 이와 같이 하여 얻어진 L 단면의 면적률은, 강판의 압연 직각 방향으로 평행한 수직 단면으로부터 구해진 면적률과 거의 동일한 값을 나타내는 점에서, 면적률의 이방성은 없는 것으로 판단하고, 여기서는 상기 L 단면의 면적률을 제 2 상의 체적률로 하였다.

조직 사진에 있어서, 페라이트는 암색의 콘트라스트 영역이며, 페라이트 중에 탄화물이 라멜라상으로 관찰된 영역을 펄라이트, 페라이트 중에 탄화물이 점열상으로 관찰된 영역을 베이나이트로 하고, 그 이외의 페라이트보다 밝은 콘트라스트가 부여되어 있는 영역을 마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트로 하였다. 펄라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트로 관찰되는 영역의 체적률을 측정하고, 이들을 합계한 체적률을 제 2 상 체적 분율로 하였다.

잔류 오스테나이트의 체적률은, 다음의 방법에 의해 구하였다.

연삭 및 화학 연마에 의해, 강판의 판두께 1/4 부를 노출시키고, Mo-Kα 선을 선원으로 하여 가속 전압 50 keV 로 X 선 회절 장치 (장치 : Rigaku 사 제조 RINT2200) 에 의해 철의 페라이트상의 {200} 면, {211} 면, {220} 면과, 오스테나이트상의 {200} 면, {220} 면, {311} 면의 X 선 회절선의 적분 강도를 측정하고, 이들 측정치를 사용하여 비특허문헌 (리가쿠 전기 주식회사 : X 선 회절 핸드북 (2000), p26, 62-64) 에 기재된 계산식을 사용하여 잔류 오스테나이트의 체적률을 구하였다. 마텐자이트의 체적률은, 상기의 미크로 조직으로부터 측정한 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 합계 체적률로부터 X 선 회절법으로 측정한 잔류 오스테나이트의 체적률을 빼서 구하였다.

도 4 로부터, 펄라이트 및 베이나이트 합계 체적 분율이 잔류 오스테나이트 체적 분율보다 적은, 즉, 차분이 0 이상이 되면, 균일 연신 (U.El) 이 24 ％ 이상이 되는 것을 알 수 있다.

도 5 로부터, 펄라이트 및 베이나이트 합계 체적 분율이 마텐자이트 체적 분율보다 적은, 즉 차분이 0 이상이 되면, 항복 연신 (YPEl) 이 소실되는 것을 알 수 있었다. 이와 같은 이유에서, 제 2 상의 조직 구성으로서, 펄라이트 및 베이나이트 합계 체적 분율은 마텐자이트 및 잔류 오스테나이트 체적 분율 이하로 억제될 필요가 있다. 또한, 우수한 연성의 관점에서는, 펄라이트 및 베이나이트 합계 체적 분율은 3 ％ 이하가 바람직하고, 보다 바람직하게는 1 ％ 이하이다.

본 발명에 있어서는, 이상과 같은 성분 조성 및 조직으로 함으로써, 인장 강도 (TS) 가 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만, 균일 연신 (U.El) 이 24 ％ 이상이고, 항복 연신 (YPEl) 의 발생이 억제된 용융 아연 도금 강판을 얻을 수 있다.

고강도 또한 연성이 우수한 강판의 지표로서, 연성, 균일 연신의 절대치에 인장 강도를 곱한 강도-연성 (TS × El) 밸런스나 강도-균일 연신 (TS × U.El) 밸런스가 사용된다. 고강도 또한 우수한 프레스 성형성을 확보하는 관점에서, TS × El 밸런스는 19000 ㎫·％ 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 19500 ㎫·％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 20000 ㎫·％ 이상이다. 동일하게, TS × U.El 밸런스로는, 12000 ㎫·％ 이상이 바람직하고, 12500 ㎫·％ 이상이 보다 바람직하다. 더욱 바람직하게는 13000 ㎫·％ 이상이다.

또한, 프레스 후에도 우수한 외관 품질을 유지하는 관점에서, 강판에 있어서의 스트레처 스트레인의 발생을 억제할 필요가 있다. 항복 연신 (YPEl) 이 0.2 ％ 를 초과하면, 프레스 성형품에 명료한 스트레처 스트레인을 발생시키는 경우가 있는 점에서, YPEl 은 0.2 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0 ％ 이다.

[제조 방법]

본 발명에 있어서는, 소정의 성분 강을 상기의 조직으로 제어함으로써, 우수한 가공성과 도금성을 갖는 고강도 강판이 얻어지지만, 이하에 이와 같은 고강도 강판을 얻기 위한 제조 방법에 대해 설명한다.

열간 압연 전의 슬래브 가열 온도를 1100 ∼ 1250 ℃ 로 한다. 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는 열간 압연시의 압연 부하가 증대된다. 또, 본 발명의 조성은, Al 함유량이 많고 Mn 함유량이 적기 때문에, A_e3 온도가 높고, 슬래브 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는 열간 압연 중에 에지와 같은 국소적으로 냉각된 부위가 Ae₃ 온도 이하가 되어 페라이트가 다량으로 생성될 가능성이 있다. 이로써, 열연판 중의 조직이 불균일해지기 때문에, 재질의 편차나 강판 형상의 악화를 초래한다. 한편, 가열 온도가 높으면, 합금 성분 및 조직의 균일화와 압연 부하의 저감이 도모되지만, 1250 ℃ 를 초과하면, 슬래브 표면에 생성되는 산화 스케일이 불균일하게 증가하여 표면 품질이 저하된다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1250 ℃ 이하로 한다.

다음으로, 열간 압연의 조건은 특별히 규정하지 않고 통상적인 방법에 따라 실시하면 되지만, 마무리 압연 종료 온도는 850 ∼ 950 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 850 ℃ 미만에서는 페라이트 변태 온도역에 들어가기 때문에, 마무리 온도가 850 ℃ 미만이 되면, 페라이트 생성이 현저하게 촉진되고, 강판 내에서의 불균일한 조직 형성이나 표면 근방에서의 이상 입자 성장이 발생하기 쉬워져, 안정적인 재질을 얻기 어려워진다. 한편, 950 ℃ 를 초과하면, 2 차 스케일의 생성이 촉진되어 표면 품질이 열화된다.

열연 마무리 압연 후부터 권취까지의 평균 냉각 속도의 범위는 특별히 규정하지 않는다. 열연판은, 임의의 냉각을 받은 후에 권취 온도 500 ℃ 초과에서 권취할 필요가 있다. 이것은, 열연판 조직을 페라이트 + 펄라이트 조직으로 하기 위한 것으로, 이로써 열연판 강도를 저강도화하고, 다음 공정의 냉연 부하의 증대를 억제할 수 있다. 또한, 슬래브 가열시에 한 번 균질화한 C, Mn, Cr 과 같은 오스테나이트 안정화 원소가 페라이트상으로부터 펄라이트상으로 국소적으로 분배되기 때문에, 어닐링 후에도 그것이 잔존하여, 오스테나이트의 안정화가 촉진되기 쉽다. 상기에 더하여, 권취한 코일 중에서 산화 용이성 원소의 내부 산화가 진행되기 쉽기 때문에, 그 후의 어닐링시의 합금 원소의 표면 농화가 저감되어 도금성도 향상된다. 이에 대하여, 권취 온도가 500 ℃ 이하에서는 저온 변태상의 생성량이 증대되므로 냉연 부하가 증대되고, 합금 원소의 분배도 저감됨과 함께, 내부 산화량이 저감되어 도금성이 저하된다. 냉연 부하의 관점에서, 열연판 조직으로는, 80 체적％ 이상이 페라이트 + 펄라이트 조직인 것이 바람직하고, 90 체적％ 이상이 보다 바람직하다.

이 열연판을 권취한 후, 산세 처리를 실시하고, 그 후에 냉간 압연을 실시한다. 냉간 압연의 조건은 특별히 규정하지 않고 통상적인 방법에 따라 실시하면 되지만, 목표한 특성을 얻으려면, 냉간 압연율은 40 ∼ 90 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

이와 같이 하여 얻어진 냉연판을 어닐링 온도 750 ∼ 950 ℃ 까지 승온시키고 20 ∼ 200 초 유지한다. 이로써, 조직 중의 탄화물을 모두 용해하여 오스테나이트를 생성함과 함께, 오스테나이트에 대한 C, Mn 및 Cr 과 같은 오스테나이트 안정화 원소의 농화를 촉진시킨다. 어닐링 온도가 750 ℃ 미만, 유지 시간이 20 초 미만에서는, 미고용의 탄화물이 잔존하여 연성이 저하되는 경우가 있다. 탄화물을 충분히 용해하는 관점에서, 어닐링 온도는 770 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 950 ℃ 를 초과하는 균열 온도에서의 조업 (操業) 은, 어닐링 설비의 부하가 크기 때문에, 어닐링 온도는 950 ℃ 이하로 한다. 또, 균열 유지 시간이 200 초를 초과하면, 어닐링 설비의 장대화 혹은 생산 속도의 대폭적인 저하를 초래하기 때문에 200 초 이하로 한다.

어닐링 후는 즉시 1 차 냉각을 실시한다. 1 차 냉각 공정은, 본 발명 강판의 페라이트 분율을 결정하기 위해서 매우 중요한 공정이다. 1 차 냉각 정지 온도가 낮은 것이 페라이트 분율이 증가하여 연성이 향상되지만, 지나치게 낮으면, 펄라이트 변태가 일어나기 때문에, 균일 연신의 저하를 초래한다.

그래서, 적정한 1 차 냉각 정지 온도의 검토를 실시하였다. 도 6 은, C : 0.11 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 0.5 ∼ 1.3 ％, P : 0.01 ∼ 0.03 ％, S : 0.002 ％, Al : 1.00 ∼ 1.50 ％, Cr : 0.3 ％, N : 0.002 ％, B : 0 ∼ 0.001 ％ 로 한 Mn 당량 (Mn_eq) 의 상이한 강판을 여러 가지 평균 냉각 속도로 연속 냉각시켰을 때, 펄라이트 생성이 일어나는 온도를 조사한 결과를 나타낸다. 도면 중, 평균 냉각 속도 5 ℃/s 시의 펄라이트 생성 온도를 △, 15 ℃/s 시의 펄라이트 생성 온도를 □, 30 ℃/s 시의 펄라이트 생성 온도를 ○ 로 하였다.

시험편의 제조 방법은 이하와 같다. 상기의 성분을 갖는 27 ㎜ 두께의 슬래브를 1200 ℃ 로 가열 후, 마무리 압연 온도 950 ℃ 에서 4 ㎜ 두께까지 열간 압연하고, 즉시 물 스프레이 냉각을 실시하여 580 ℃ 에서 1 시간의 권취 처리를 실시하였다. 이 열연판을 0.80 ㎜ 두께까지 압연율 80 ％ 로 냉간 압연하여 냉연판으로 하였다. 이것을 850 ℃ 에서 120 초의 2 상역 어닐링에 제공한 후에, 평균 냉각 속도 5, 15, 30 ℃/s 로 냉각시키고, 500 ∼ 700 ℃ 의 여러 온도에 도달하면 수랭하였다. 이와 같이 하여 얻어진 강판의 미크로 조직을 주사형 전자 현미경에 의해 배율 3000 배로 관찰하여 펄라이트의 유무를 확인하였다.

도 6 으로부터, 펄라이트의 생성 개시 온도는 Mn 당량 (Mn_eq) 및 냉각 속도의 변화에 비례하고 있으며, Mn 당량이 높고 냉각 속도 (CR(℃/s)) 가 빠를수록 저온화한다. 이 결과로부터, 펄라이트의 생성 개시 온도를 임계 1 차 냉각 온도 T_crit 로 하여 이하의 식으로 정리할 수 있다.

T_crit = 870 - 2.5 (66 × Mn_eq + CR)

1 차 냉각 정지 온도가 T_crit 이상에서는 페라이트 변태만이 진행되고, 페라이트 분율의 증가와 오스테나이트의 C 농화가 촉진된다.

또한, 균일 연신 (U.El) 에 미치는 1 차 냉각 정지 온도의 영향을 조사하기 위해, C : 0.11 ％, Si : 0.01 ％, Mn : 1.0 ％, P : 0.01 ％, S : 0.002 ％, Al : 1.50 ％, Cr : 0.3 ％, N : 0.002 ％, B : 0 ％ 로 한 강을, 도 6 의 경우와 동일한 조건에서 냉간 압연까지 실시한 후에, 850 ℃ 에서 120 초의 2 상역 어닐링을 실시하고, 그 후에 평균 냉각 속도 15 ℃/s 로 냉각시키며, 1 차 냉각 정지 온도를 550 ∼ 800 ℃ 까지 변화시키며, 계속해서 평균 냉각 속도 25 ℃/s 로 2 차 냉각을 실시하고, 470 ℃ 에서 40 초의 중간 유지를 실시한 후에, 460 ℃ 의 아연 도금욕에 침지하여, 합금화를 위해서 510 ℃ 에서 20 초의 유지를 실시하며, 그 후 200 ℃ 이하의 온도역까지 평균 냉각 속도 20 ℃/s, 또한 거기서부터 실온까지를 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 로 냉각시키고, 신장률 : 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

그 때의 1 차 냉각 정지 온도와 균일 연신 (U.El) 의 관계를 도 7 에 나타낸다. 도 7 로부터, 1 차 냉각 정지 온도가 임계 1 차 냉각 온도 T_crit 이상이면, 1 차 냉각시의 펄라이트 생성이 억제되어 높은 균일 연신을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다. 따라서, 1 차 냉각 정지 온도는, 임계 1 차 냉각 온도 T_crit 이상으로 한다. 단, 1 차 냉각 정지 온도가 임계 1 차 냉각 온도 T_crit 에 지나치게 가까우면, 2 차 냉각시에 일부 펄라이트를 생성하기 쉬워져 균일 연신이 저하된다. 그 때문에, 더욱 우수한 균일 연신을 얻으려면, 1 차 냉각 정지 온도를 T_crit + 20 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 1 차 냉각 정지 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트의 C 농화 부족이나, 페라이트 중에서도 비교적 경질인 베이나이틱 페라이트의 비율이 증대되어 균일 연신이 저하된다. 그 때문에, 1 차 냉각 공정에서 충분히 페라이트 변태시키기 위해서는, 1 차 냉각 정지 온도를 T_crit + 170 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 관련된 강판은, 1 차 냉각 평균 속도를 5 ℃/s 미만으로 했을 경우, 펄라이트 변태가 고온에서 일어나기 쉬워지기 때문에, 균일 연신이 저하되기 쉬워진다. 따라서, 1 차 냉각 평균 속도는 5 ℃/s 이상으로 한다. 펄라이트 변태를 충분히 회피하려면, 1 차 냉각 평균 속도는 10 ℃/s 초과인 것이 더욱 바람직하다. 한편, 40 ℃/s 초과에서는 냉각 속도가 지나치게 빨라 페라이트 변태가 충분히 진행되지 않는다. 따라서, 1 차 냉각 평균 속도는 40 ℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 20 ℃/s 이하이다.

계속해서, 상기의 1 차 냉각 정지 온도로부터 410 ∼ 500 ℃ 의 중간 유지 온도역까지 평균 냉각 속도 15 ℃/s 이상에서 2 차 냉각시킨다. 이로써, 펄라이트 변태 노즈를 회피한다. 2 차 냉각 속도가 빠를수록 펄라이트 생성을 회피할 수 있어 유리하고, 20 ℃/s 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 그러나, 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과하는 냉각은 통상적인 설비에서는 곤란하기 때문에, 100 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

계속해서, 410 ∼ 500 ℃ 의 중간 유지 온도역에 10 초 이상 유지함으로써, 베이나이틱 페라이트를 생성하여, 오스테나이트에 대한 C 농화를 촉진시킨다. 유지 시간이 10 초 미만에서는 베이나이틱 페라이트 생성이 충분히 진행되지 않고, 잔류 오스테나이트 분율 및 그 안정도가 부족하여 균일 연신이 저하된다. 한편으로, 이 온도역에서 180 초를 초과하여 유지를 실시해도 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 분해되어 버리므로, 균일 연신이 현저하게 저하된다. 그 때문에, 중간 유지 온도역에서의 유지 시간은 180 초 이하로 한다. 높은 균일 연신을 얻는 관점에서는, 유지 시간을 140 초 이내로 하는 것이 바람직하다.

500 ℃ 를 초과하는 온도역에서 중간 유지를 개시하면, 펄라이트가 단시간에 다량으로 생성되어 균일 연신이 현저하게 저하되고, 항복 연신 (YPEl) 도 발생한다. 또, 410 ℃ 미만에서는 베이나이트가 다량으로 생성되어, 역시 균일 연신이 현저하게 저하됨과 함께 YPEl 이 발생한다. 따라서, 중간 유지 온도는 410 ℃ 이상 500 ℃ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 420 ℃ 이상 490 ℃ 이하이다.

이와 같이 하여 중간 유지된 강판을 용융 아연 도금욕에 침지한 후에, 10 ℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각시킨다. 또, 필요에 따라 490 ∼ 600 ℃ 의 온도역으로 승온시켜 3 ∼ 100 초 유지함으로써 합금화 처리를 실시할 수도 있다. 합금화 온도가 490 ℃ 미만에서는 합금화가 충분히 진행되지 않는다. 합금화 온도가 600 ℃ 초과에서는, 합금화가 현저하게 촉진되어 아연 도금이 경질화하여 박리되기 쉬워짐과 함께, 오스테나이트가 펄라이트로 변태하여 연성의 저하나 YPEl 의 발생을 초래한다.

이 아연 도금 강판은, 표면 조도의 조정이나 강판 형상의 평탄화를 목적으로, 조질 압연을 실시해도 된다. 단, 과잉된 조압은 균일 연신을 저감시키는 점에서, 조압에 있어서의 신장률은 0.2 ％ 이상 0.6 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상 서술한 바와 같은 제조 방법을 사용함으로써, 복잡한 공정을 사용하지 않고 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판을 제조할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

표 1 에 공시 (供試) 강의 화학 성분 조성, 표 2 에 제조 조건을 나타낸다. 표 1 에 나타내는 화학 성분 조성의 강을 진공 용해로에서 용제하고, 주조하여 슬래브로 하였다. 이것을 1150 ∼ 1290 ℃ 의 온도 범위로 재가열한 후, 조 (粗) 압연을 실시하여 두께 약 27 ㎜의 조바로 하였다. 계속해서, 870 ∼ 980 ℃ 의 온도 범위에서 두께 4 ㎜ 까지 열간 마무리 압연을 실시하고, 즉시 물 스프레이로 450 ∼ 650 ℃ 의 온도 범위로 냉각시키며, 당해 온도의 가열로에서 1 시간 유지하여 권취 상당 처리를 실시하여 열연판으로 하였다. 이 열연판의 스케일을 산세에 의해 제거 후, 압연율 80 ％ 로 냉간 압연하여 두께 0.8 ㎜ 의 냉연판으로 하였다. 이와 같이 하여 얻어진 냉연판을 표 2 에 나타내는 온도 조건에 따라 어닐링 가열, 1 차 냉각, 2 차 냉각, 및 중간 유지를 실시한 후, 460 ℃ 의 용융 아연 도금욕에 침지하여, 일부는 평균 냉각 속도 10 ℃/s 로 냉각시켜 아연 도금 강판으로 하고, 그 밖에는 추가로, 510 ℃ 에서 20 초의 합금화 처리를 실시하여 합금화 용융 아연 도금 강판으로 하며, 그 후 각각의 강판에 대한 신장률 0.5 ％ 의 조질 압연을 실시하였다.

이와 같이 하여 얻어진 도금 강판으로부터 길이 방향으로 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, JIS Z2241 (1998년) 에 준거한 인장 시험에 의해 기계적 특성 (TS, YPEl, U. El, El) 을 평가하였다. 또, 미크로 조직의 체적 분율의 측정을 실시하였다. 또한, 아연 도금의 외관 평가를 실시하였다.

또한, 얻어진 강판의 연신 플랜지성도 평가하였다. 연신 플랜지성은 일본 철강 연맹 규격 JFS T1001 (1996년) 의 규정에 준거한 구멍 확장 시험에 의해 평가하였다. 즉, 어닐링판으로부터 가로 세로 100 ㎜ × 100 ㎜ 사이즈의 시험편을 채취하여, 펀치 직경 10 ㎜, 다이스 직경 10.2 ㎜ (클리어런스 12.5 ％) 의 타발 공구를 사용하여 타발 구멍을 제조 후, 꼭지각 60 도의 원추 펀치를 사용하여 타발 구멍 형성시에 발생한 버가 외측이 되도록 하여 구멍 확장 가공을 실시하고, 균열이 판두께를 관통한 곳에서의 d₀ : 초기 구멍 직경 (㎜), d : 균열 발생시의 구멍 직경 (㎜) 으로부터 구멍 확장률 λ (％) = {(d - d₀)/d₀} × 100 을 구하였다.

미크로 조직의 체적 분율의 측정은 이하와 같이 실시하였다. 강판의 L 단면 (압연 방향으로 평행한 수직 단면) 을 연마 후 나이탈로 부식시키고, 주사형 전자 현미경으로 배율 3000 배의 조직 사진을 10 시야 촬영하고, 얻어진 조직 사진에 합계 700 점의 교점을 갖는 격자선 (1.5 ㎛ 의 등간격으로 세로로 25 개의 평행한 선을, 이 세로의 25 개의 선에 직각이 되도록 1 ㎛ 의 등간격으로 가로로 28 개의 평행한 선을 형성하여 제조한 1 개당 1.5 ㎛ × 1 ㎛ 크기의 장방형으로 이루어지는 격자군) 을 중첩하여, 전체 격자점 중에서 제 2 상과 중첩되어 있는 격자점의 비율을 계측함으로써 제 2 상의 면적률을 측정하였다. 이와 같이 하여 얻어진 L 단면의 면적률은, 강판의 압연 직각 방향으로 평행한 수직 단면으로부터 구해진 면적률과 거의 동일한 값을 나타내는 점에서, 면적률의 이방성은 없는 것으로 판단하고, 여기서는 상기 L 단면의 면적률을 제 2 상의 체적률로 하였다.

조직 사진에 있어서, 페라이트는 암색의 콘트라스트의 영역으로, 페라이트 중에 탄화물이 라멜라상으로 관찰된 영역을 펄라이트, 페라이트 중에 탄화물이 점열상으로 관찰된 영역을 베이나이트로 하고, 그 이외의 페라이트보다 밝은 콘트라스트가 부여되어 있는 영역을 마텐자이트 혹은 잔류 오스테나이트로 하였다. 펄라이트, 베이나이트, 마텐자이트, 잔류 오스테나이트로 관찰되는 영역의 체적률을 측정하고, 이들을 합계한 체적률을 제 2 상 체적 분율로 하였다. 페라이트의 체적 분율은, 100 - 제 2 상 체적 분율이다.

아연 도금의 외관 평가는, 비도금, 합금화 불균일, 그 밖에 표면 품질을 저해하는 결함 등의 외관 불량이 없고, 자동차 외판으로서 적절한 표면 품질이 확보되어 있는 경우를 ○, 특히 색조의 불균일 등도 없고 우수한 외관을 갖는 경우를 ◎, 일부 결함이 관찰되는 경우를 △, 많은 표면 결함이 관찰되는 경우를 × 로 판정하였다.

이들 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 범위 내의 성분 조성 및 제조 조건을 만족한 본 발명예의 도금 강판은 TS 가 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만이고, U.El 이 24 ％ 이상이며, 모두 본 발명의 범위를 만족하는 값을 나타내고 있다. 또한, TS × U.El 이 12000 ㎫·％ 이상, TS × El 이 19000 ㎫·％ 이상으로 우수한 특성을 갖고 있다. 또, 도금 외관은 모두 양호하다.

또한, 본 발명의 성분 및 제조 조건의 범위를 만족하는 강은, 상기 특성에 더하여, 연신 플랜지성 (λ) 이 80 ％ 이상으로 양호한 것도 알 수 있었다. 이 이유는 명확하지 않지만, 어닐링시에 오스테나이트에 C 농축시키는 과정에서 Al 이 주위의 페라이트로 토출되기 때문에, 페라이트가 부분적으로 고용 강화되어, 인접하는 마텐자이트나 잔류 오스테나이트와 페라이트의 경도 차가 완화되었기 때문이라고 생각된다.

이것에 대해, Mn_eq + 1.3 [％Al] 이 2.8 미만인 강 A, B, E 및 K 를 사용하여 제조한 처리 번호 1, 2, 5, 6, 36 의 강판은, 펄라이트 및 베이나이트 체적 분율이 높아 U.El 은 24 ％ 미만이 되었다. 또, Mn_eq 가 2.0 을 초과하는 강 O 와 Q 를 사용하여 제조한 처리 번호 43, 44, 46 의 강판은, TS 가 590 ㎫ 이상으로 고강도이기 때문에, TS × U.El 이 높음에도 불구하고 U.El 이 24 ％ 미만이 되었다. C 가 적정 범위보다 낮은 강 P 를 사용하여 제조한 처리 번호 45 의 강판은, 잔류 오스테나이트가 적기 때문에 U.El 이 24 ％ 미만이었다. Cr 이 적정 범위로부터 벗어난 강 S, T 를 사용하여 제조한 처리 번호 48, 49 의 강판은 U.El 이 24 ％ 미만이 되었다. Si 가 높은 강 R 을 사용하여 제조한 처리 번호 47 의 강판은, 균일 연신은 우수하지만, 비도금이 발생하여 외관 품질이 저해되었다. 또, 상기 서술한 강 P 는 N 이 높기 때문에, 처리 번호 45 의 강판의 제조 과정에서 슬래브에 스캡이 관찰되어, 표면 결함으로서 잔존하여 외관 품질이 열화되었다.

성분이 본 발명의 범위 내의 공시 강이어도, 제조 조건을 벗어나는 강판은 이하와 같이 어느 특성이 떨어져 있었다. 슬래브 가열 온도가 규정보다 높은 처리 번호 16 은, 표층에 2 차 스케일이 일부 잔존한 부위가 있어 표면 품질이 저하되었다. 또, 처리 번호 16, 및 처리 번호 33 은, 1 차 냉각 정지 온도가 임계 일시 냉각 온도 T_crit 미만이고, 처리 번호 14 는, 1 차 냉각 속도가 5 ℃/s 미만으로서, 모두 적절한 제조 조건에서 벗어나 있기 때문에, 얻어진 강판의 제 2 상 중의 펄라이트 분율이 증가하기 때문에, 잔류 오스테나이트 체적 분율이 감소하여 U.El 이 24 ％ 미만이고, 또한 YPEl 이 발생하였다. 중간 유지 온도가 410 ℃ 미만인 처리 번호 28 의 강판, 및 중간 유지가 180 초를 초과하는 처리 조건 25 의 강판도 U.El 이 24 ％ 미만이 되었다. 또, 어닐링 온도가 750 ℃ 이하인 처리 번호 15 의 강판도 U.El 이 낮고, 또 YPEl 이 발생하였다. 권취 온도가 500 ℃ 이하의 처리 번호 13 의 강판은, 잔류 오스테나이트의 안정도가 부족하여 U.El 이 24 ％ 에 도달하지 않았다. 처리 번호 51 은 권취 온도가 낮기 때문에, 마텐자이트 분율이 낮고, 균일 연신이 낮으며 또한 YPEl 이 발생하였다. 처리 번호 52 는 중간 유지 온도에서의 유지 시간이 지나치게 길기 때문에, 마텐자이트가 존재하지 않고, YPEl 이 발생하였다.

[표 1]

[표 2]

[표 2] (계속)

[표 3]

[표 3] (계속)

산업상의 이용가능성

본 발명에 관련된 고강도 용융 아연 도금 강판은, 자동차나 가전 등의 산업 분야에 있어서 사용되며, 특히 강도와 가공성 및 외관 품질이 요구되는 부위에 대한 적용에 유용하다.

Claims

질량％ 로, C : 0.06 ％ 이상 0.20 ％ 이하, Si : 0 % 초과 0.50 ％ 미만, Mn : 0.5 ％ 이상 1.87 % 이하, P : 0 % 초과 0.05 ％ 이하, S : 0 % 초과 0.02 ％ 이하, Al : 0.60 ％ 이상 2.00 ％ 이하, N : 0 % 초과 0.004 ％ 미만, Cr : 0.10 ％ 이상 0.40 ％ 이하, B : 0 % 이상 0.003 ％ 이하를 함유함과 함께, 이하에 나타내는 Mn_eq 가 0.8 ≤ Mn_eq ≤ 2.0 또한 Mn_eq + 1.3 [％Al] ≥ 2.8 을 만족하고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 강의 조직이, 페라이트를 모상으로 하여, 제 2 상 체적 분율이 15 ％ 이하이고, 제 2 상으로는 체적 분율 3 ％ 이상의 마텐자이트와 체적 분율 3 ％ 이상의 잔류 오스테나이트를 갖고, 펄라이트 및 베이나이트의 합계 체적 분율이 마텐자이트 체적분율 이하이면서, 또한, 잔류 오스테나이트의 체적분율 이하인 강판의 표면에 용융 아연 도금층을 가지며, 인장 강도가 440 ㎫ 이상 590 ㎫ 미만, 균일 연신이 24 ％ 이상이고,
인장 강도 × 연신 밸런스가 19000 ㎫·％ 이상, 인장 강도 × 균일 연신 밸런스가 12000 ㎫·％ 이상이고, 항복 연신이 0.2 % 이하인 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판;
Mn_eq = [％Mn] + 1.3 [％Cr] + 4 [％P] + 150 [％B]
단, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B] 는 모두 강의 화학 성분으로서의 Mn, Cr, P, B 의 질량％ 를 의미하고,
또, 상기 [％Al] 도 강의 화학 성분으로서의 Al 의 질량％ 를 의미함.
제 1 항에 있어서,
Si : 0.05 ％ 미만인 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분에 더하여, 질량％ 로, Ti : 0.02 ％ 이하, V : 0.02 ％ 이하, Ni : 0.2 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 미만, Nb : 0.02 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 미만, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.01 % 이하 및 REM : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 성분에 더하여, 질량％ 로, Ti : 0.02 ％ 이하, V : 0.02 ％ 이하, Ni : 0.2 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 미만, Nb : 0.02 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 미만, Sn : 0.2 ％ 이하, Sb : 0.2 ％ 이하, Ca : 0.01 % 이하 및 REM : 0.01 ％ 이하 중 적어도 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
펄라이트 및 베이나이트의 합계 체적률이 4 % 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 용융 아연 도금 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 슬래브를, 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하에서 가열 후에 열간 압연하고, 얻어진 열연판을 권취 온도 500 ℃ 를 초과하여 권취한 후, 산세를 실시하고 나서 냉간 압연하며, 이어서, 750 ℃ 이상 950 ℃ 이하의 온도로 승온시켜 20 초 이상 200 초 이하 유지한 후, 평균 냉각 속도 5 ℃／s 이상 40 ℃／s 이하에서, 이하의 식으로 나타내는 임계 1 차 냉각 온도 T_crit 이상의 1 차 냉각 정지 온도까지 1 차 냉각시킨 후, 그곳으로부터 410 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 중간 유지 온도역까지 평균 냉각 속도 15 ℃／s 이상에서 2 차 냉각시키고, 그 온도역에 10 초 이상 180 초 이하 유지한 후에, 용융 아연 도금욕에 침지하여 용융 아연 도금하거나, 혹은 용융 아연 도금 후 추가로 도금의 합금화 처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 균일 연신과 도금성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법;
T_crit = 870 - 2.5 (66 × Mn_eq + CR)
단, Mn_eq = [％Mn] + 1.3 [％Cr] + 4 [％P] + 150 [％B] 이고, [％Mn], [％Cr], [％P], [％B] 는 모두 강의 화학 성분으로서의 Mn, Cr, P, B 의 질량％ 를 의미하고, 또, CR 은 1 차 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도 (℃／s) 를 의미함.